Performances à haute température du fil | Groupe de mots sages Co., Ltd

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 4541 (2023) Citer cet article

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Lors du développement d'un processus de dépôt d'énergie dirigé par arc filaire pour les superalliages utilisés dans les environnements de vol à grande vitesse, l'Inconel 718 a été déposé à l'aide d'un processus d'arc plasma et testé pour ses performances à haute température. Le matériau déposé a été testé à la fois dans l'état tel que déposé et après un traitement thermique standard de l'industrie de durcissement par vieillissement pour cet alliage. Les résultats ont montré une performance réduite dans les deux conditions de dépôt, le matériau traité thermiquement étant nettement plus performant que le matériau déposé jusqu'à 538 °C. La différence de performance était moins significative de 760 à 1000 °C, en raison d'un processus de vieillissement en cours d'essai qui a augmenté la performance du matériau tel que déposé. La microstructure du matériau déposé a montré une fissuration significative dans tout l'alliage et la formation de phases secondaires dans toute la matrice, avec beaucoup plus de précipitation après le traitement thermique.

L'Université de Cranfield est spécialisée dans le développement de procédés de fabrication additive (AM) par dépôt d'énergie dirigée (DED). Cette étude se concentre sur le DED à arc filaire, également connu sous le nom de fabrication additive fil + arc (WAAM) ; où un arc électrique est utilisé pour déposer une charge d'alimentation en fil1, et où les taux de dépôt sont d'un ordre de grandeur supérieur à divers autres procédés de fabrication additive métallique.

De nombreuses applications liées au vol à grande vitesse nécessitent une résistance à des températures élevées, ce qui nécessite l'utilisation d'alliages spécialisés tels que les superalliages à base de nickel ou l'Hastelloy. La production de ces alliages à l'aide de WAAM permettra des réductions de coûts significatives par rapport à la fabrication conventionnelle grâce à des économies de matériaux et à des délais de livraison considérablement réduits. En outre, cela accélérera considérablement le développement de nouvelles conceptions, car les prototypes pourront être fabriqués plus rapidement et à moindre coût. Cet article explore l'effet du procédé WAAM sur les propriétés de traction à haute température de l'Inconel 718 (IN718).

L'Inconel 718 est un superalliage à base de nickel durci par vieillissement, qui est l'un des alliages les plus largement utilisés dans les composants de moteurs aérospatiaux. IN718 a été développé pour un service à haute température, en tant que tel, il a été conçu pour une résistance à des températures plus élevées, une résistance au fluage et une bonne résistance à la fatigue jusqu'à 650 °C2.

Une enquête sur les propriétés de traction à température ambiante et la macrostructure de l'arc filaire DED IN718 a été étudiée dans une étude précédente par James et al., Parmi d'autres alliages. Ils ont constaté que les alliages durcis par vieillissement tels que déposés (AD) présentaient des performances nettement inférieures à celles de leur résistance corroyée indiquée dans la littérature3,3. Il a été démontré que le traitement thermique du fil à l'arc DED IN718 améliore les propriétés de traction, Seow et al. ont rapporté une performance de traction à température ambiante (RT) de 86 % de l'UTS forgé avec un traitement thermique modifié4.

Bhujangrao et al. a étudié les performances à haute température du WAAM IN718 par rapport au matériau corroyé et a constaté que la formation de phases de Laves entraînait une réduction des performances du matériau WAAM, ce qui, selon eux, est dû au comportement fragile de la phase de Laves qui agit comme une fracture préférée chemin5. Les travaux de Lan et al. rapporte également la formation de la phase de Laves parmi les bras dendritiques et son association avec la fissuration8. Artaza et al. ont étudié les méthodes de contrôle de la formation de fissures dans WAAM IN718, dans l'étude, ils ont découvert que l'utilisation d'une stratégie de refroidissement entre passes contrôle la formation de phases de Laves et réduit la formation de fissures6.

En utilisant le laminage in situ avec laser DED, Li et al. ont constaté que grâce à l'utilisation du laminage mécanique des couches déposées, les phases de Laves formées dans l'IN718 étaient plus dispersées et se trouvaient dans une fraction volumique inférieure à celle du matériau déposé. Ils ont également découvert que le DED laser assisté par roulement améliorait les propriétés de traction de l'IN7189.

Pour comprendre plus en détail l'effet du processus WAAM sur les propriétés de traction à haute température de l'AD et de l'IN718 traité thermiquement pour une application de vol à grande vitesse, des tests ont été effectués à partir de RT - 1000 ° C. L'application devrait soumettre les structures externes à des températures de service aussi élevées que 1 000 K (727 °C) et 1 200 + K (927 °C) pour les composants du circuit de propulsion.

Un procédé de dépôt d'énergie dirigée par arc filaire (DED), communément appelé fabrication additive fil + arc (WAAM), a été utilisé pour déposer un fil Inconel 718 (IN718) de 1,2 mm de diamètre. La configuration expérimentale comprenait : un système CNC linéaire à trois axes, une source d'alimentation plasma Migatronic 320 A AC/DC, une torche à plasma refroidie à l'eau montée sur un gabarit réglable sur le système CNC, un dévidoir externe et un boîtier de boîte à gants. une atmosphère d'argon, contrôlée à l'aide d'un analyseur d'oxygène, à un niveau inférieur à 800 ppm d'oxygène. La configuration expérimentale est illustrée à la Fig. 1. La configuration expérimentale a été maintenue cohérente avec les travaux antérieurs de James et al. sur le dépôt WAAM du même alliage7.

Configuration expérimentale du WAAM7.

Les structures murales ont été déposées sur un côté du substrat dans une seule direction. Les paramètres suivants ont été utilisés pour le dépôt : un courant d'arc de 180 A, une vitesse de dévidage du fil de 1,8 m/min, une vitesse de déplacement de la torche de 5 mm/sec, une distance torche-pièce de 8 mm, et enfin une inter- température de passage de 170 °C après env. 3 min de refroidissement.

Après le dépôt, les échantillons à tester ont été extraits du mur WAAM construit et transformés en éprouvettes de traction. Avant les essais, la moitié des éprouvettes ont subi un traitement thermique de durcissement par vieillissement conforme à la norme industrielle appliquée aux alliages corroyés. Les spécimens ont subi un processus consistant à mettre en solution pendant une heure à 970 ° C, suivi d'une trempe à l'eau, puis d'un processus de vieillissement supplémentaire pendant huit heures à 718 ° C, après quoi les échantillons ont été autorisés à refroidir à l'intérieur du four à 620 ° C où ils ont été détenu pendant encore huit heures. Une fois le processus de vieillissement terminé, les échantillons ont été trempés à l'air.

Pour comprendre les performances du WAAM IN718 et l'effet du traitement thermique post-dépôt, des éprouvettes de traction ont été testées à température ambiante (RT), 538, 760 et 1000 °C, à la fois en dépôt (AD) et en traitement thermique (HT) conditions. Essais de traction conformes à la norme ASTM E8(M) pour les essais RT et E21 pour les essais à haute température. Les dessins des spécimens utilisés sont donnés dans les Fig. 2 et 3. Tous les tests ont été effectués à l'aide d'un système de test universel servo-hydraulique Instron 8801 avec une vitesse de déformation de 0,005 min-1 jusqu'au début de la déformation plastique, puis une vitesse de traverse de 1,6 mm/min. Les échantillons à haute température ont été maintenus pendant 30 minutes à la température de test, avant le début des tests. Des spécimens ont été extraits de plusieurs endroits sur la paroi WAAM afin de minimiser la variation des résultats due à tout effet de vieillissement sur l'alliage du procédé WAAM.

Coupon d'essai de traction RT conforme à l'échantillon sous-dimensionné ASTM E8M. X ± 0,5 mm, XX ± 0,1 mm. (Pas à l'échelle).

Coupon de traction à température élevée utilisé à 538–1000 °C, conformément aux exigences de la norme ASTM E21. X ± 0,5 mm, XX ± 0,1 mm. (Pas à l'échelle).

Des spécimens ont également été extraits pour une évaluation microstructurale. Des échantillons ont été extraits des parois du WAAM dans le sens de construction (BD) - coupes dans l'épaisseur (TT), puis ont été préparés pour l'analyse métallographique par montage, meulage et polissage successivement. Pour révéler la microstructure, les échantillons ont été gravés par écouvillonnage pendant 10 s en utilisant le réactif de Kalling n°. 2. Les échantillons ont été observés optiquement à l'aide d'un microscope Leica DM 2700 M et au microscope électronique à balayage (SEM) à l'aide d'un TESCAN Vega 3 SEM.

Les performances mécaniques à la plage de températures sont données dans le tableau 1 et la figure 4. Les résultats sont présentés à côté des valeurs de la littérature pour IN718 dans son état forgé. Comme prévu à partir des données de la littérature, une diminution des performances a été observée avec une température d'essai accrue. La performance du matériau WAAM est en retard par rapport à l'état forgé.

Représentation graphique des données présentées dans le tableau 1. UTS (à gauche), YS (à droite). (Couleur en impression).

Le matériau AD n'atteint en moyenne que 40 % des résistances forgées pour les tests RT et 538 °C, mais lorsqu'il est testé à 760 °C, la performance moyenne augmente à 62 % de l'UTS forgé et à 74 % du YS. L'augmentation des performances comparatives à la température d'essai de 760 °C indique un effet de vieillissement en cours d'essai, où le matériau a été soumis à sa température de vieillissement pendant l'essai. Ceci est confirmé par les résultats des spécimens HT, qui atteignent une performance comparative beaucoup plus cohérente avec les données forgées. Les spécimens HT atteignent 60 % de l'UTS forgé pour RT et 538 °C et 67 % à 760 °C.

Lorsqu'ils sont testés à 1 000 °C, la différence entre les échantillons AD et HT est moins apparente et la différence de module d'élasticité est négligeable tout au long du test.

Le module d'élasticité, qui est d'env. 86 % du matériau corroyé pour les spécimens AD et HT, on pense que cela est dû à des changements mineurs dans la composition chimique qui se produisent pendant le traitement thermique, comme discuté par Parveen et Murthy10. Cela pourrait être vrai pour les échantillons AD et HT en raison de l'effet de vieillissement causé par le processus WAAM, comme vu précédemment par Xu et al.11.

La microstructure globale des matériaux AD et HT est présentée à la Fig. 5. Des quantités importantes de fissures sont observées dans tout le matériau de construction, et les fissures apparaissent plus sévères après le traitement thermique.

Microstructure globale.

Une comparaison entre la microstructure AD et HT est présentée sur la figure 6. Il y a beaucoup plus de précipitations visuellement observées dans la condition HT par rapport à la condition AD, ce qui n'est pas inattendu. Dans l'état AD, la microstructure présente des îlots de précipités en forme de chaîne qui sont visibles au niveau des dendrites, et lorsque l'alliage a subi un traitement thermique, ces précipités sont entourés d'aiguilles comme des précipités dans un motif Widmanstätten-Thomson, qui sont compris comme Laves entouré d'une phase δ aciculaire, également rapportée par Xu et al. dans IN718 produit par arc filaire DED13. Une quantité significative de fissuration a également été observée dans les conditions AD et HT, comme on le voit sur les micrographies. Le bord de la fissure semble contenir les mêmes phases secondaires observées dans toute la matrice, et à nouveau lorsqu'elles sont traitées thermiquement, elles précipitent localement une phase aciculaire (Fig. 7). La précipitation de ces phases aciculaires peut être vue plus en détail sous MEB, présentée à la Fig. 8.

Microstructure AD et HT. AD à gauche, HT à droite.

Phases secondaires en bord de fissure en condition HT.

Vue SEM des phases secondaires en condition HT.

La formation de ces phases aux bords des fissures suggère que les phases sont préjudiciables aux performances en provoquant des fissures lors de la solidification, ce qui est sans aucun doute un facteur contribuant au déficit de performances observé par rapport aux valeurs corroyées.

La structure de l'IN718 produit à l'aide du DED à l'arc filaire est connue pour être formée de gros grains colonnaires, qui sont préjudiciables à la matrice durcie par vieillissement. James et al. observé la microstructure plus large de l'IN718 ainsi que d'autres alliages dans une étude précédente3.

Comme suggéré précédemment, on pense que les tests à température élevée ont fait vieillir les échantillons AD pendant les tests, en raison d'une augmentation des performances des échantillons AD au test à 760 ° C, où les échantillons AD atteignent les performances des échantillons HT. La microstructure derrière la surface de fracture des spécimens AD est présentée à la Fig. 9 à chaque température testée. On voit clairement dans la microstructure la précipitation des phases à 760 °C ainsi que la formation de phases aciculaires après essai à 1000 °C.

Microstructure derrière la surface de fracture des spécimens testés AD montrant l'effet de vieillissement des températures de test.

Le dépôt d'IN718 à l'aide de DED à l'arc a un impact sur les performances en traction. Les matériaux AD et HT atteignent respectivement 40 et 60% de l'UTS forgé dans la plage de RT à 538 °C.

Le traitement thermique du matériau AD utilisant le traitement standard de l'industrie augmente les performances mais n'entraîne pas une augmentation des performances forgées.

Tester le matériau AD à 760 °C conduit à une augmentation des performances en raison d'un effet de vieillissement pendant le test.

Le DED à arc filaire provoque une fissuration de solidification dans l'IN718, où des phases secondaires se trouvent aux bords de la fissure.

Les ensembles de données générés et analysés au cours de l'étude actuelle ne sont pas accessibles au public car ils font l'objet d'une étude en cours, mais sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

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Les auteurs tiennent à remercier le ministère britannique de la Défense pour leur soutien financier et les superviseurs industriels de DSTL Porton Down pour leurs conseils et orientations continus : M. Graham Simpson et le Dr Matthew Lunt.

Ce travail a été financé par le Defence Science & Technology Laboratory, UK (DSTL). Les auteurs n'ont aucun intérêt financier ou non financier pertinent à divulguer.

Centre de soudage et de fabrication additive, Université de Cranfield, Cranfield, MK43 0AL, Bedfordshire, Royaume-Uni

William Sean James, Supriyo Ganguly et Goncalo Pardal

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WSJ—Investigation, conservation des données, rédaction (ébauche originale), visualisation. SG—Rédaction (révision et édition), supervision, acquisition de financement. Médecin généraliste, Rédaction (révision et édition), supervision. Tous les auteurs consentent à la publication de cet article.

Correspondance à William Sean James.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

James, WS, Ganguly, S. & Pardal, G. Performances à haute température de l'additif à arc de fil fabriqué en Inconel 718. Sci Rep 13, 4541 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-29026-9

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Reçu : 22 novembre 2022

Accepté : 30 janvier 2023

Publié: 20 mars 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-29026-9

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